KR100544737B1 - 성형성이 우수한 연질 표면처리원판과 그 제조 방법 - Google Patents

성형성이 우수한 연질 표면처리원판과 그 제조 방법 Download PDF

Info

Publication number
KR100544737B1
KR100544737B1 KR1020010080034A KR20010080034A KR100544737B1 KR 100544737 B1 KR100544737 B1 KR 100544737B1 KR 1020010080034 A KR1020010080034 A KR 1020010080034A KR 20010080034 A KR20010080034 A KR 20010080034A KR 100544737 B1 KR100544737 B1 KR 100544737B1
Authority
KR
South Korea
Prior art keywords
steel
less
temperature
annealing
present
Prior art date
Application number
KR1020010080034A
Other languages
English (en)
Other versions
KR20030049730A (ko
Inventor
김재익
Original Assignee
주식회사 포스코
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 주식회사 포스코 filed Critical 주식회사 포스코
Priority to KR1020010080034A priority Critical patent/KR100544737B1/ko
Publication of KR20030049730A publication Critical patent/KR20030049730A/ko
Application granted granted Critical
Publication of KR100544737B1 publication Critical patent/KR100544737B1/ko

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0236—Cold rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0273—Final recrystallisation annealing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/004—Very low carbon steels, i.e. having a carbon content of less than 0,01%
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium

Abstract

본 발명은 용기용 소재로 사용되는 주석도금원판의 제조방법에 관한 것으로, 그 목적은 극저탄소 베이스(Base)의 알루미늄-킬드(Al-killed)강에 B, Mo의 단독 첨가량 및 Mo/C원자비와 (B+Al)/N중량비을 적절히 관리하여 내시효성 및 가공성이 우수한 연질의 주석 도금 원판과 그 제조방법을 제공하는 것이다.
상기 목적을 달성하기 위한 본 발명은, 중량%로, 탄소(C) 0.004%이하, 망간(Mn) 0.05~0.5%, 몰리브덴(Mo) 0.1~0.3%, 실리콘(Si) 0.02% 이하, 황(S) 0.02% 이하, 가용 알루미늄(soluble Al) 0.03~0.10%, 질소(N) 0.001~0.004%, 보론(B) 0.001~0.003%, 상기 Mo/C 원자비: 5~15, 상기 (B+Al)/N중량비: 15~25를 만족하고, 나머지 Fe와 불가피한 불순물로 조성되는 성형성이 우수한 표면처리원판과,
상기와 같이 조성되는 강을 강을 마무리압연온도 900~ 930℃의 조건으로 열간압연하고, 580~700℃에서 권취한 다음, 640~680℃의 온도에서 연속소둔하는 것을 포함하여 구성되는 표면처리원판의 제조방법에 관한 것을 그 기술적요지로 한다.
내시효성, 저온 연속소둔, 재결정온도, Mo/C, (B+Al)/N

Description

성형성이 우수한 연질 표면처리원판과 그 제조 방법{Blackplates with excellent formability and method for manufacturing thereof}
본 발명은 용기용 소재로 사용되는 주석도금원판에 관한 것으로, 보다 상세하게는 극저탄소 베이스(Base)의 알루미늄-킬드(Al-killed)강에 B, Mo의 단독 첨가량 및 Mo/C원자비와 (B+Al)/N중량비을 적절히 관리하여 내시효성 및 가공성이 우수한 연질의 주석 도금 원판과 그 제조방법에 관한 것이다.
용기용 소재로 사용되는 철강 소재인 주석 도금 원판은 대부분 소재 두께가 얇으므로 록크웰 표면 경도인 HR30T에 기초한 조질도(Temper grade)에 의해 재질을 구분한다. 주석도금 원판을 이용 내용물을 저장하기 위한 캔(Can)을 만들기 위해서는 일반적으로 원판 표면에 주석(원소기호 Sn) 등을 도금하여 광택성 및 내식성을 부여한 후 목적에 따라 일정한 크기로 절단하고 원형 또는 각형 등으로 가공한다. 용기를 가공하는 대표적인 방법으로는 용기의 구성이 뚜껑과 몸체(Body)의 2부분으로 형성되는 2-피스(Piece) 캔과 같이 용접 공정이 없는 가공 방법과, 캔이 몸통, 위 뚜껑(End) 및 아래 뚜껑(Bottom)의 3부분으로 이루어진 3-피스 캔과 같이 용접이나 접합법으로 몸통을 체결하는 방법이 있다.
일반적으로 주석 도금원판의 조질도에 따라 용도 및 제조 방법이 다소 차이를 보여 왔다. 즉, 가공용 용기 소재로 널리 사용되는 연질의 주석 도금원판은 주로 상소둔 방식에 의해 제조되어 왔으나, 이들 방법의 경우 근본적으로 소둔 시간이 장시간 소요되어 생산성이 떨어질 뿐만 아니라, 부위별 소둔 온도의 편차 등에 의해 생산 제품의 재질 특성이 폭 및 길이 방향으로 불균일하여 가공시 가공 결함을 일으키는 요인으로 작용하는 문제점이 있었다. 이에 따라 최근에는 생산비가 적고 재질도 균일하며 평탄도와 표면 특성이 우수한 특성을 가지는 연속소둔 방식에 의해서도 제조되고 있다.
그러나, 저탄소강을 연속 소둔하는 경우 C에 의한 결정립 미세화 등으로 T1(HR30T 46~52)급의 조질도를 가지는 표면처리 원판을 제조하기 곤란하다. 또한 연속 소둔법에 의해 조질도 T3급 이하의 표면처리원판을 제조할 경우 저탄소 알루미늄-킬드강을 이용하면 주석 도금 공정에서 주석층을 합금화하기 위한 틴-멜팅(Tin-melting) 단계나, 제관 공정에서 락카(Lacquer) 등의 유기물 건조를 위해 경유하는 베이킹(Baking) 단계에서 강에 고용되어 있는 원소에 의해 시효 현상이 발생함에 따라 캔의 가공시 각형으로 꺽이는 프루팅(Fluting) 또는 강판의 표면에 줄무늬 형태의 결함을 유발하는 스트레쳐 스트레인(Stretcher Strain)과 같은 가공결함을 유발하는 문제점이 있었다.
이의 해결 방안으로서 현재 연속 소둔법에 의해 조질도 T1급의 연질 표면처리 원판을 제조하는 방법으로 일본 특개소58-197224등에서는 극저탄소강을 베이스(Base)로 하여 탄질화물 형성원소로써 Ti 또는 Nb과 같은 원소를 첨가하여 고용 원소를 고착함으로써 재질을 연화시켜 소정의 재질을 확보함과 아울러 내시효성을 확보하는 방안을 제안하고 있다. 그러나, 극저탄소강에 Ti 또는 Nb와 같은 원소를 첨가하면 이들의 미세 석출물이 페라이트의 회복 및 재결정을 지연시켜 소둔시 소둔 온도를 올려야 한다. 이와 같은 소둔온도 상승은 주석 도금원판과 같이 소재 두께가 대부분 0.35mm이하인 경우에 소둔 작업성을 악화시키는 요인으로 작용하므로 소둔 온도를 낮추는 방안의 설정이 필요하다.
따라서, 본 발명에서는 이와 같은 문제점을 해결하기 위한 것으로, 강에 잔류하고 있는 고용원소의 양을 제어함으로써 연속 소둔시 저온 소둔에 의해서도 가공성 및 내시효성이 우수한 표면처리 원판과 그 제조방법을 제공하는데, 그 목적이 있다.
상기 목적을 달성하기 위한 본 발명의 연질표면처리원판은, 중량%로, 탄소(C) 0.004%이하, 망간(Mn) 0.05~0.5%, 몰리브덴(Mo) 0.1~0.3%, 실리콘(Si) 0.02% 이하, 황(S) 0.02% 이하, 가용 알루미늄(soluble Al) 0.03~0.10%, 질소(N) 0.001~0.004%, 보론(B) 0.001~0.003%, 상기 Mo/C 원자비: 5~15, 상기 (B+Al)/N중량비: 15~25를 만족하고, 나머지 Fe와 불가피한 불순물로 조성된다.
또한, 본 발명의 연질표면처리원판의 제조방법은, 상기와 같이 조성되는 강을 강을 마무리압연온도 900~ 930℃의 조건으로 열간압연하고, 580~700℃에서 권취한 다음, 640~680℃의 온도에서 연속소둔하는 것을 포함하여 구성된다.
이하, 본 발명을 상세히 설명한다.
본 발명에서는 극저탄소 알루미늄 킬드강을 이용하여 보론(B), 몰리브덴(Mo)의 첨가량 및 이들 원소간의 비율을 제어하여 저온의 소둔온도에서도 내프루팅성과 같은 내시효성과 함께 조질도 T1급의 가공용 표면처리 원판의 가공성을 확보하는데, 그 특징이 있다. 이러한 본 발명을 표면처리원판과 그 제조방법으로 구분하여 설명한다.
[표면처리원판]
· 탄소(C): 0.004%이하,
C의 첨가량이 0.004% 초과하면 강내 고용C의 증가에 따라 최종 소둔판에서 T1급의 재질을 얻을 수 없을 뿐만 아니라 강의 시효성에도 악영향을 미치므로, 소둔후 본 발명에서 목표로 하는 T1(HR30T 46~52)급의 재질을 안정적으로 확보하기 위해서는 C를 0.004%이하로 관리하는 것이 바람직하다.
· 망간(Mn): 0.05~0.5%
Mn의 경우 황에 의해 유발되어 강을 취약하게 만드는 적열 취성을 방지하기 위해서 최소한 0.05% 이상 첨가하는 것이 바람직하나, 그 첨가량이 0.5% 초과의 경우 소재의 소입성을 증가시켜 베이나이트(Bainite)와 같은 경한 2상 조직을 형성하여 강도가 불안정해지며, 또한 미소 편석(micro-segregation)을 일으켜 성형성을 나쁘게 하는 요인이 된다,
· 몰리브덴(Mo): 0.1~0.3%
Mo은 강의 강화 및 내시효성을 개선하기 위해 첨가되는 것으로 0.1% 이상 첨가되어야 이와 같은 효과를 얻어 내프루팅성의 개선이 가능하며, 반면에 0.3%초과의 경우에는 고가의 Mo 사용에 따른 제조원가의 상승 및 경한 제2상이 형성되어 목표 조질도를 확보하기 곤란하다.
· 실리콘(Si): 0.02%이하
Si은 산소 등과 결합하여 강판의 표면에 산화층을 형성하여 주석 도금성을 나쁘게 하고 내식성을 떨어뜨리는 요인으로 작용하므로 그 첨가량을 0.02% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
· 황(S):0.02%이하
S은 일부가 강중 망간과 결합하여 망간-설파이드계 석출물을 형성하므로 황이 너무 많은 경우 이들 석출물의 크기가 조대화될 수 있으므로 그 첨가량을 0.02% 이하로 한정하는 것이 바람직하다.
· 가용 알루미늄(sol.Al):0.03~0.1%
Al은 Al-killed강에서 탈산제 및 시효에 의한 재질열화를 방지할 목적으로 첨가되는 원소로서 이와 같은 효과를 얻기 위해서는 최소한 0.03% 이상의 첨가하는 것이 바람직하지만, 과다하게 첨가되면 탈산 효과의 포화 및 알루미늄-옥사이드(Al2O3)와 같은 표면 개재물이 급증하여 열간 압연재의 표면특성을 악화시키는 문제점이 있으므로 상한을 0.1%로 제한하는 것이 바람직하다.
· 질소(N): 0.001~0.004%
N는 강내에 침입하여 강화 특성을 나타내는 대표적인 침입형 강화원소로서 목표 조질도를 확보하기 위해서 0.001% 이상 첨가하나, 0.004%초과하면 시효성이 급격히 나빠질 뿐만 아니라 강 제조 단계에서 탈질에 따른 부담을 증가시켜 제강 작업성이 악화된다.
· 보론(B): 0.001~0.003%
B은 강내에 미세하게 석출되는 니오븀 또는 티타늄 석출물과는 달리 조대한 석출물의 형태로 강내에 석출되므로 페라이트상의 재결정 현상을 크게 억제하지 않으면서 고용되어 있는 질소 등을 고착하여 고용원소에 의해 유발되는 시효 현상을 억제할 수 있을 뿐만 아니라 소재의 연화에도 기여하여 목적하는 재질을 확보하도록 조장한다. 이러한 효과를 얻기 위해서는 B이 0.001% 이상 첨가하여야 하며, 0.003% 초과의 경우에는 고용 보론에 의해 연속 소둔시 강의 회복 및 재결정을 지연시켜 소 둔 작업성을 나쁘게 하고, 가공성을 현저히 악화시키는 요인으로 작용한다.
상기와 같이 조성되는 강에서 내시효성 확보를 통한 소재의 성형성 개선 및 저온 소둔 특성의 확보를 위해서는 강내 원소들과 결합하여 탄화물, 질화물 계통의 석출물을 형성하는 Mo, C, B, Al, N원소들의 첨가비를 관리하는 것이 필요하다.
· Mo/C의 원자비: 5~15
Mo/C 원자비가 5이하가 되면 고용C의 잔존량이 증가하여 변형시효를 유발하므로 성형시 스트레쳐 스트레인, 프루팅과 같은 가공 결함을 일으키는 요인이 된다. 반면에 Mo/C원자비가 15.0이상이 되면 미세 석출물의 형성에 따른 극박재의 재결정온도가 급격히 상승하여 소둔 작업성을 나쁘게 하는 문제점이 있을 뿐만 아니라 고가의 Mo 첨가량이 증가함에 따라 제조원가 상승 요인으로 작용한다.
·(B+Al)/N의 중량비:15~25
질화물을 형성하는 첨가 원소중 B와 Al의 경우 표면처리 원판의 내시효성 확보를 위해서는 (B+Al)/N 중량비를 관리하여야 한다. (B+Al)/N의 중량비가 15 미만이면 강내에 고용 상태로 존재하는 N양이 증가하여 최종 제품의 내시효성을 저하시키며, 반면에 중량비가 25초과의 경우 고용 N에 의한 시효를 억제하는 측면에서 효과적이지만 재결정온도 상승, 가공성 저하 및 첨가되는 고가의 Al양이 증가하여 제조원가를 올리는 요인이 될 뿐만 아니라 고용강화에 의해 재질을 상승시키는 요인으로도 작용한다.
[연질표면처리원판의 제조방법]
본 발명에서는 이와 같이 알루미늄 킬드강에서 B, Mo의 첨가량, Mo/C, (B+Al)/N의 비를 제어한 강을 열연-권취의 제조조건을 제어하여 연속소둔법을 적용하여 제조하는데, 그 제조방법의 특징이 있다.
· 열간압연공정
상기와 같이 조성되는 슬라브를 재가열하여 열간압연하는데, 이때의 균질화처리온도는 초기의 오스테나이트 조직을 가능한 한 조대화시킬 수 있는 오스테나이트 단상역에서 행하는 것이 바람직하다.
열간압연은 시작온도가 1150℃ 이상으로 되면 마무리 압연온도를 확보하기 위해 열연 롤(Roll) 사이의 통과 시간이 늘어남에 따라 결정립의 이상 성장이 발생하여 제품 가공성을 저하시킬 수 있으며, 반면에 1100℃ 이하로 떨어지면 목표 마무리 압연온도를 확보하기 곤란하므로 1100~1150℃로 관리하는 것이 바람직하다. 열간 마무리온도는 900~930℃로 Ar3변태점 직상에서 행하는 것이 좋다. 열간마무리온도가 930℃ 초과하면 표면 스케일의 양이 증가하여 산세성을 저하하는 요인으로 작용하며, 반면에 열연 마무리온도가 900℃ 미만으로 떨어지면 상온 안정상인 페라이트 결정립의 혼립화가 급격히 진행되어 최종 제품의 가공성을 현저히 나쁘게 할 뿐만 아니라 열간압연의 부하를 증가시켜 부위별 재질 편차를 일으키는 요인으로도 작용한다.
· 권취공정
열연 권취계는 페라이트 조직의 성장 및 알루미늄 질화물(AlN)계의 석출이 일어나는 공정으로 이의 최적화를 통해 원하는 재질 및 가공성을 얻을 수 있다. 즉, 권취 온도가 580℃미만의 경우에는 강내 고용 N의 석출거동이 불충분하여 제품의 내시효성을 저하시키는 요인으로 작용한다. 반면에 권취 온도가 700℃초과이면 재질의 연화에는 유리하지만 최종 제품의 내식성이 나빠질 뿐만 아니라 결정립의 이상 성장에 의해 가공재의 표면에 오렌지 표면과 같은 형상의 가공 결함이 발생하는 오렌지-필(Orange peel)과 같은 결함을 유발하므로 열연 권취 온도의 범위를 본 발명에서는 580~700℃로 제한한다.
·냉간압연공정
상기와 같이 권취한 열연코일을 통상의 방법으로 원하는 두께로 냉간압연한다.
·연속소둔공정
냉간압연판을 연속소둔 열처리 사이클(Cycle)을 적용하여 소둔하는 경우 소둔 온도는 목표로 하는 조질도를 만족하면서 실 라인에서의 소둔 작업성을 저해하지 않는 범위인 640~680℃로 하는 것이 바람직하다. 소둔 온도가 640℃미만의 경우에는 페라이트 결정립의 재결정이 완료되지 않고 일부 변형립이 잔존함에 따라 강도는 높아지고 가공성이 현저히 떨어지며, 반면에 680℃ 초과의 온도에서는 페라이트 결정립의 성장에 의해 재질을 연화 시킬 수 있지만 연속 소둔시 고온 소둔에 따른 노내 장력 제어가 곤란할 뿐만 아니라 소둔 작업시 히트-버클(Heat Buckle)과 같은 결함을 유발하는 요인으로 작용하여 소둔 작업성을 현저히 저하시킨다.
이하, 본 발명을 실시예를 통하여 보다 구체적으로 설명한다.
[실시예]
표 1의 발명강과 비교강을 열간압연, 권취, 냉간압연, 소둔한 경우에 확보 가능한 경도 수준, 재결정 완료 여부 및 캔 가공시의 가공 결함 발생 유무 등을 표 2에 나타내었다.
구분 강종 화 학 성 분 (중량 %) (B+Al)/N 중량비 Mo/C 원자비
C Mn Si S s.Al N Mo B Nb
발.명강 A1 0.0037 0.25 0.01 0.009 0.043 0.0022 0.19 0.0014 - 20.18 6.42
A2 0.0025 0.18 0.01 0.008 0.047 0.0027 0.22 0.0019 - 18.11 11.00
비교강 A3 0.0021 0.35 0.01 0.011 0.026 0.0046 - - - 5.65 0
A4 0.0035 0.22 0.01 0.009 0.047 0.0036 0.67 - - 13.05 23.93
A5 0.0036 0.18 0.01 0.008 0.039 0.0061 0.26 0.0035 - 6.97 9.03
A6 0.0031 0.35 0.01 0.012 0.045 0.0033 - 0.0024 0.021 14.36 0
A7 0.0380 0.29 0.01 0.009 0.043 0.0036 - - - 11.94 0
구분 강종 마무리 압연온도 권취 온도 소둔온도 조질도 (T1) 소둔 작업성 내시효성 제관 가공성 비 고
① A1 890℃ 600℃ 600℃ X O O X 비교재
② A1 920℃ 600℃ 650℃ O O O O 발명강
③ A1 920℃ 600℃ 680℃ O O O O 발명강
④ A1 920℃ 600℃ 720℃ O X O O 비교재
⑤ A2 910℃ 680℃ 650℃ O O O O 발명강
⑥ A2 910℃ 680℃ 670℃ O O O O 발명강
⑦ A3 910℃ 640℃ 640℃ X O X X 비교강
⑧ A3 910℃ 640℃ 680℃ X O X X 비교강
⑨ A4 880℃ 680℃ 650℃ X O X X 비교강
⑩ A4 880℃ 680℃ 680℃ X O X X 비교강
⑪ A5 900℃ 600℃ 680℃ X O X X 비교강
⑫ A5 900℃ 600℃ 720℃ O X X X 비교강
⑬ A6 920℃ 640℃ 670℃ X O O X 비교강
⑭ A6 920℃ 640℃ 750℃ O X O O 비교강
⑮ A7 870℃ 680℃ 650℃ X O X X 비교강
조질도(T1) : O 재질 만족, X 재질 만족 못함 소둔 작업성 : O 작업성 양호, X 작업성 불량 내 시효성 : O 시효지수 2kgf/mm2이하, X 시효지수 2kgf/mm2이상 제관 가공성 : O 가공성 양호, X 가공 불량 발생
표 1, 2에 나타난 바와 같이, 탄질화물 형성원소로써 B와 Mo이 첨가되지 않은 비교강 A3를 본 발명의 열연 및 소둔온도 범위에서 연속 소둔하면(비교강 ⑦, ⑧) 강내 고용원소에 의해 내시효성도 악화되고 조질도 T1의 목표 재질 확보도 곤란하였다. 또한 변형시효에 의해 롤-포밍시 꺽임이 심하게 발생하여 제관 가공성이 현저히 나빠지는 문제점이 있었다.
탄질화물 형성원소로써 Nb를 첨가한 비교강 A6재를 본 발명법 범위의 제조조건으로 작업하는 경우(비교강 ⑬) 재결정이 완료되지 않아 목표 재질을 확보할 수 없었으며 또한 연성이 낮아 스트레칭 가공성이 현저히 낮았다. 이 경우 소둔온도를 올려주면(비교강 ⑭) 목표 재질 및 특성을 확보할 수 있었지만 고온 작업이 필요함에 따라 소둔작업성을 현저히 악화시키는 문제점이 나타났다.
본 발명에 비하여 Mo의 첨가량이 많고 B이 첨가되지 않아 Mo/C 원자비 및 (B+Al)/N 중량비가 본 발명강의 범위를 벗어나는 비교강 A4재를 특허 청구 범위내의 제조조건으로 연속소둔하는 경우(비교강 ⑨, ⑩) 목표 재질을 만족할 수 없었을 뿐만 아니라 잔류 고용원소에 의해 변형시효 거동을 나타내어 시효특성 및 제관 작업성도 확보할 수 없었다.
B 및 N 첨가량이 본 발명강의 관리 범위를 벗어난 비교강 A5재는 본 발명의 소둔온도 영역에서 작업하는 경우(비교강 ⑪) 미소둔된 조직이 소둔판에 남아 있음에 따라 재질의 편차가 심하게 발생할 뿐만 아니라 제관시 소재의 가공성을 현저히 떨어뜨리는 요인으로 작용하였다.
비교강 A5재에 대하여 소둔 온도를 올려 연속 소둔하면 (비교강 ⑫) 조질도 T1급의 목표 재질을 얻을수 있었지만 소둔 작업성의 저하가 발생하였으며 근본적으로 고용N에 의해 시효 발생을 억제하는 것이 곤란하였다.
C의 첨가량이 본 발명강의 관리 범위를 벗어나고 탄질화물 형성원소로서 B, Mo가 첨가되지 않은 비교강 A7를 본 발명의 조건으로 작업하면(비교강 ⑮) 확보 가능한 재질 수준이 조질도 T3급으로 목표 재질을 얻을 수 없었으며, 또한 고용 C 등에 의 한 시효 현상에 의해 가공시 스트레쳐 스트레인이 발생하여 제관 가공성이 현저히 나빠졌다.
반면에 발명강 A1, A2재의 경우 열간압연 및 연속소둔 조건을 본 발명에 따라 열연 권취 온도 580~ 700℃, 연속 소둔온도 640~680℃에서 실시한 경우(발명강 ②, ③, ⑤ 및 ⑥) 목표로 하는 조질도 T1급의 내시효 특성 및 제관가공성이 우수한 표면처리 원판을 제조할 수 있었다.
즉, 본 발명강의 경우 본 발명의 제조조건 하에서 고용원소의 제어에 의해 재질을 연화시킴과 아울러 제관 단계에서 문제가 되었던 변형시효 현상을 억제하고 이를 통해 캔의 가공시 프루팅 또는 스트레쳐 스트레인과 같은 가공 결함을 예방할 수 있었다. 그러나 본 발명강을 이용하더라도 본 발명의 제조조건을 벗어나는 소둔 온도 범위에서 연속 소둔하는 경우(비교재 ①, ④)에는 다음과 같은 문제점이 발생하였다. 즉, 본 발명의 조건 보다 소둔온도가 낮으면(비교재 ①) 재결정이 완료되지 않음에 따라 조질도 T1재의 재질 특성을 확보할 수 없을 뿐만 아니라 재질의 편차가 커짐에 따라 제관 작업성도 현저히 떨어졌다. 반면에 소둔온도가 본 발명의 조건 보다 높으면(비교재 ④) 재결정립의 성장에 의해 경도는 다소 감소하지만 극박재의 고온 소둔에 따른 소둔 작업성 저하 등의 문제점이 있으므로 본 발명의 소둔온도 청구 범위를 640~680℃로 제한함으로써 작업성 열화 등의 문제점도 해결할 수 있었다.
상술한 바와 같이, 본 발명에서는 탄질화물 형성원소로써 B, Mo를 첨가한 극저탄소 알루미늄 킬드강을 사용하여 (B+Al)/N, Mo/C의 첨가비를 적절히 제어함으로써 내시효성 및 가공성이 우수한 조질도 T1급의 연질 표면처리 원판을 비교적 저온 영역의 소둔 공정에서 제조할 수 있다. 특히 본 발명강의 경우 틴-멜팅 및 베이킹 후 심한 가공을 받으면서 표면 특성이 중요하게 관리되는 부위에 적용시 우수한 특성을 보일 뿐 아니라 기존의 연질 표면처리 원판에서 문제로 제기되었던 고온 소둔을 억제하는 방안을 제시함으로써 저온의 소둔온도에서도 내시효성 및 성형성이 우수한 연질 표면처리 원판을 제공할 수 있는 유용한 효과가 있는 것이다.

Claims (2)

  1. 중량%로, 탄소(C) 0.004%이하, 망간(Mn) 0.05~0.5%, 몰리브덴(Mo) 0.1~0.3%, 실리콘(Si) 0.02% 이하, 황(S) 0.02% 이하, 가용 알루미늄(soluble Al) 0.03~0.10%, 질소(N) 0.001~0.004%, 보론(B) 0.001~0.003%, 상기 Mo/C 원자비: 5~15, 상기 (B+Al)/N중량비: 15~25를 만족하고, 나머지 Fe와 불가피한 불순물로 조성되는 성형성이 우수한 연질표면처리 원판.
  2. 중량%로, 탄소(C) 0.004%이하, 망간(Mn) 0.05~0.5%, 몰리브덴(Mo) 0.1~0.3%, 실리콘(Si) 0.02% 이하, 황(S) 0.02% 이하, 가용 알루미늄(soluble Al) 0.03~0.10%, 질소(N) 0.001~0.004%, 보론(B) 0.001~0.003%, 상기 Mo/C 원자비: 5~15, 상기 (B+Al)/N중량비: 15~25를 만족하고, 나머지 Fe와 불가피한 불순물로 조성되는 강을 마무리압연온도 900~ 930℃의 조건으로 열간압연하고, 580~700℃에서 권취한 다음, 냉간압연한 냉연판을 640~680℃의 온도에서 연속소둔하는 것을 포함하여 이루어지는 성형성이 우수한 연질표면처리 원판의 제조방법.
KR1020010080034A 2001-12-17 2001-12-17 성형성이 우수한 연질 표면처리원판과 그 제조 방법 KR100544737B1 (ko)

Priority Applications (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR1020010080034A KR100544737B1 (ko) 2001-12-17 2001-12-17 성형성이 우수한 연질 표면처리원판과 그 제조 방법

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR1020010080034A KR100544737B1 (ko) 2001-12-17 2001-12-17 성형성이 우수한 연질 표면처리원판과 그 제조 방법

Publications (2)

Publication Number Publication Date
KR20030049730A KR20030049730A (ko) 2003-06-25
KR100544737B1 true KR100544737B1 (ko) 2006-01-24

Family

ID=29575527

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
KR1020010080034A KR100544737B1 (ko) 2001-12-17 2001-12-17 성형성이 우수한 연질 표면처리원판과 그 제조 방법

Country Status (1)

Country Link
KR (1) KR100544737B1 (ko)

Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH05247540A (ja) * 1992-03-04 1993-09-24 Kawasaki Steel Corp 深絞り用高強度冷延鋼板およびその製造方法
JPH07252590A (ja) * 1994-03-15 1995-10-03 Kawasaki Steel Corp 強度−延性バランス及び焼付硬化性に優れる深絞り加工用高張力冷延鋼板並びにその製造方法
JPH0949029A (ja) * 1995-08-08 1997-02-18 Nisshin Steel Co Ltd 深絞り性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法
JPH09316619A (ja) * 1996-05-24 1997-12-09 Nisshin Steel Co Ltd 深絞り性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法

Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH05247540A (ja) * 1992-03-04 1993-09-24 Kawasaki Steel Corp 深絞り用高強度冷延鋼板およびその製造方法
JPH07252590A (ja) * 1994-03-15 1995-10-03 Kawasaki Steel Corp 強度−延性バランス及び焼付硬化性に優れる深絞り加工用高張力冷延鋼板並びにその製造方法
JPH0949029A (ja) * 1995-08-08 1997-02-18 Nisshin Steel Co Ltd 深絞り性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法
JPH09316619A (ja) * 1996-05-24 1997-12-09 Nisshin Steel Co Ltd 深絞り性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法

Also Published As

Publication number Publication date
KR20030049730A (ko) 2003-06-25

Similar Documents

Publication Publication Date Title
EP1969148B1 (en) Method for manufacturing high strength steel strips with superior formability and excellent coatability
JPH07300623A (ja) 焼付硬化性および耐時効性に優れる加工用薄鋼板の製造方法
JPH055887B2 (ko)
KR100544737B1 (ko) 성형성이 우수한 연질 표면처리원판과 그 제조 방법
JPH04272143A (ja) 耐デント性の優れた深絞り用冷延鋼板の製造方法
KR100340504B1 (ko) 가공성이우수한주석도금원판의제조방법
KR100900649B1 (ko) 더미용 냉연강판의 제조방법
KR100545086B1 (ko) 드로잉성 및 장출 성형성이 향상되는 극저탄소강과 이를이용한 고강도 냉연 또는 아연도금강판의 제조방법
KR100940664B1 (ko) 저항 용접성 및 반복 열처리성이 우수한 더미용 강판의제조방법
KR20090068906A (ko) 주석 도금 원판 및 이의 제조 방법
KR100349155B1 (ko) 시효특성 및 가공성이 우수한 표면처리 도금원판의 제조방법
KR101657799B1 (ko) 연신율이 우수한 아연도금강판 및 그 제조방법
KR100584741B1 (ko) 주석도금원판과 그 제조방법
KR100470664B1 (ko) 내압특성 및 확관가공성이 우수한 주석도금원판 및 그제조방법
JP2733423B2 (ja) 二次加工性および溶接性に優れためっき原板およびその製造方法
KR100910467B1 (ko) 가공성이 우수한 2차 압연 강판 제조 방법
KR100946132B1 (ko) 주석도금 원판의 제조방법
KR100825559B1 (ko) 성형성이 우수한 주석도금 원판의 제조 방법
KR101153659B1 (ko) 가공성 및 용융도금특성이 우수한 냉연강판 및 그 제조방법
KR100554754B1 (ko) 초고강도 냉연강판 제조방법
KR100584755B1 (ko) 소부경화성을 갖는 프레스성형성이 우수한고강도냉연강판의 제조방법
KR20220081556A (ko) 내리징성이 향상된 페라이트계 스테인리스강 및 그 제조방법
KR100829682B1 (ko) 고연신율을 가진 고강도 냉연강판의 제조방법
KR100631859B1 (ko) 저시효성의 고강도 극박 표면처리 원판 및 그 제조방법
JPH0860298A (ja) ネック加工性と耐圧強度に優れたｄｉ缶用鋼板

Legal Events

Date Code Title Description
A201 Request for examination
E902 Notification of reason for refusal
E701 Decision to grant or registration of patent right
GRNT Written decision to grant
FPAY Annual fee payment

Payment date: 20130103

Year of fee payment: 8

FPAY Annual fee payment

Payment date: 20140103

Year of fee payment: 9

FPAY Annual fee payment

Payment date: 20150108

Year of fee payment: 10

FPAY Annual fee payment

Payment date: 20160111

Year of fee payment: 11

FPAY Annual fee payment

Payment date: 20170109

Year of fee payment: 12

FPAY Annual fee payment

Payment date: 20180112

Year of fee payment: 13

FPAY Annual fee payment

Payment date: 20200110

Year of fee payment: 15